JP3424314B2 - 耐熱鋼 - Google Patents
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- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D9/0093—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for screws; for bolts
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- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、エンジン部品、タービ
ン部品、熱交換器部品、加熱炉部品、あるいは原子力設
備用の部品等の、耐熱性とともに耐食性が要求される部
品の素材として使用する耐熱鋼に関する。
ン部品、熱交換器部品、加熱炉部品、あるいは原子力設
備用の部品等の、耐熱性とともに耐食性が要求される部
品の素材として使用する耐熱鋼に関する。
【０００２】
【従来技術】上記した種々の、耐熱性とともに耐食性が
要求される部品の材料としては、一般に、オーステナイ
ト系耐熱鋼であるＪＩＳのＳＵＨ６６０が使用されてい
る。しかし、ＳＵＨ６６０が使用可能な上限の温度は約
７００℃であり、これを超える高温にさらされる部品の
材料としては、Ｎｉ基耐熱合金等の超合金が使用されて
いる。
要求される部品の材料としては、一般に、オーステナイ
ト系耐熱鋼であるＪＩＳのＳＵＨ６６０が使用されてい
る。しかし、ＳＵＨ６６０が使用可能な上限の温度は約
７００℃であり、これを超える高温にさらされる部品の
材料としては、Ｎｉ基耐熱合金等の超合金が使用されて
いる。
【０００３】近年、たとえば、自動車エンジンの高出力
化や、スチームタービンの熱効率を向上させるために、
従来よりも高い排気ガス温度やスチーム温度を採用する
傾向にある。このため、従来はＳＵＨ６６０が使用さ
れ、それで間に合っていた上記の部品においても、耐熱
性が不十分となる場合がある。そこで、一部の部品にお
いては、上述のようにＮｉ基耐熱合金のような、使用温
度の上限がより高い超合金を使用せざるを得なくなって
いる。それが部品コストの大幅な上昇を招<ことは、い
うまでもない。
化や、スチームタービンの熱効率を向上させるために、
従来よりも高い排気ガス温度やスチーム温度を採用する
傾向にある。このため、従来はＳＵＨ６６０が使用さ
れ、それで間に合っていた上記の部品においても、耐熱
性が不十分となる場合がある。そこで、一部の部品にお
いては、上述のようにＮｉ基耐熱合金のような、使用温
度の上限がより高い超合金を使用せざるを得なくなって
いる。それが部品コストの大幅な上昇を招<ことは、い
うまでもない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】そこで、ＳＵＨ６６０
と比較したときのコスト上昇を極力抑えて耐熱性を向上
させ、７００℃を超える温度でも使用可能であるような
材料が要求されている。本発明の目的は、このような要
求にこたえ、ＳＵＨ６６０よりも耐熱性にすぐれていて
７００℃を超える温度で使用可能であり、かつ、コスト
上昇を最小限に止めた耐熱鋼を提供することにある。
と比較したときのコスト上昇を極力抑えて耐熱性を向上
させ、７００℃を超える温度でも使用可能であるような
材料が要求されている。本発明の目的は、このような要
求にこたえ、ＳＵＨ６６０よりも耐熱性にすぐれていて
７００℃を超える温度で使用可能であり、かつ、コスト
上昇を最小限に止めた耐熱鋼を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成する本
発明の耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２０
％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ｎｉ：２０〜３０％およびＣｒ：１０〜２０％を含
有し、かつ、Ｔｉ：３．２６〜４．５％およびＡｌ：
０．１〜０．７％を、Ｔｉ［％］／Ａｌ［％］：５〜２
０となるように含有し、残部が実貧的にＦｅからなる合
金組成を有する耐熱鋼である。
発明の耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２０
％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ｎｉ：２０〜３０％およびＣｒ：１０〜２０％を含
有し、かつ、Ｔｉ：３．２６〜４．５％およびＡｌ：
０．１〜０．７％を、Ｔｉ［％］／Ａｌ［％］：５〜２
０となるように含有し、残部が実貧的にＦｅからなる合
金組成を有する耐熱鋼である。
【０００６】
【発明の実施形態】本発明の鋼には、高温強度をさらに
向上させるために、下記のグループに属する合金成分
を、任意に添加することができる。 １）Ｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｎｂ：０．１〜
３．０％、Ｚｒ：０．００１〜０．５０％およびＶ：
０．０１〜１．０％の１種または２種以上、 ２）Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｗ：０．１〜３．０％お
よびＣｕ：０．１〜３．０％の１種または２種以上、な
らびに、 ３）Ｍｇ：０．００１〜０．０５％、Ｃａ：０．００１
〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％の１種
または２種以上
向上させるために、下記のグループに属する合金成分
を、任意に添加することができる。 １）Ｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｎｂ：０．１〜
３．０％、Ｚｒ：０．００１〜０．５０％およびＶ：
０．０１〜１．０％の１種または２種以上、 ２）Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｗ：０．１〜３．０％お
よびＣｕ：０．１〜３．０％の１種または２種以上、な
らびに、 ３）Ｍｇ：０．００１〜０．０５％、Ｃａ：０．００１
〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％の１種
または２種以上
【０００７】本発明の耐熱鋼において、各合金成分の組
成範囲を上記のように限定した理由は、下記のとおりで
ある。
成範囲を上記のように限定した理由は、下記のとおりで
ある。
【０００８】Ｃ：０．００５〜０．２０％
Ｃは、ＣｒおよびＴｉと結合して炭化物を形成すること
により母材の高温強度を高めるのに有効な元素であっ
て、このためには０．００５％以上含有させることが必
要である。多すぎると炭化物の生成量が過大になり、耐
食性を低下させるとともに靱延性を低下させるので、
０．２０％以下とする必要がある。
により母材の高温強度を高めるのに有効な元素であっ
て、このためには０．００５％以上含有させることが必
要である。多すぎると炭化物の生成量が過大になり、耐
食性を低下させるとともに靱延性を低下させるので、
０．２０％以下とする必要がある。
【０００９】Ｓｉ：０．０１〜２．０％
Ｓｉは主として溶解精錬時に脱酸剤としてはたらく元素
であり、このためには０．０１％以上含有させることが
必要である。多量に含有すると靭性が低下するととも
に、エンジン部品に要求されるＰｂＯ耐食性も低下する
ので、上限を２．０％とした。
であり、このためには０．０１％以上含有させることが
必要である。多量に含有すると靭性が低下するととも
に、エンジン部品に要求されるＰｂＯ耐食性も低下する
ので、上限を２．０％とした。
【００１０】Ｍｎ：０．１〜２．０％
ＭｎはＳｉと同様に、主として溶解精錬時の脱酸剤とし
て作用する。この作用にとっては、０．１％以上含有さ
せることが必要である。多量に存在すると高温における
耐酸化性が低下するので、最大で２．０％とした。
て作用する。この作用にとっては、０．１％以上含有さ
せることが必要である。多量に存在すると高温における
耐酸化性が低下するので、最大で２．０％とした。
【００１１】Ｎｉ：２０〜３０％
Ｎｉはオーステナイトの安定化に寄与するとともに、
γ'相とよばれるＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）を形成して、高
温強度および耐食性を向上させるうえで有効な元素であ
る。このような効果を得るためには、２０％以上の添加
が必要である。一方で、Ｎｉは鋼のコストを高めるの
で、３０％までの添加に止めるのが得策である。
γ'相とよばれるＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）を形成して、高
温強度および耐食性を向上させるうえで有効な元素であ
る。このような効果を得るためには、２０％以上の添加
が必要である。一方で、Ｎｉは鋼のコストを高めるの
で、３０％までの添加に止めるのが得策である。
【００１２】Ｃｒ：１０〜２０％
Ｃｒは、耐熱鋼に通常要求される、耐酸化性をはじめと
する耐食性を確保するために必要な成分である。この効
果を確保するためには、Ｃｒが１０％以上存在すること
が必要である。しかし、Ｎｉ量が２０〜３０％の範囲で
は、Ｃｒ量が多くなるとσ相が生成し、靭延性が劣化す
るとともに高温強度が低下する。それを避けるには、２
０％以下とする必要がある。
する耐食性を確保するために必要な成分である。この効
果を確保するためには、Ｃｒが１０％以上存在すること
が必要である。しかし、Ｎｉ量が２０〜３０％の範囲で
は、Ｃｒ量が多くなるとσ相が生成し、靭延性が劣化す
るとともに高温強度が低下する。それを避けるには、２
０％以下とする必要がある。
【００１３】Ｔｉ：３．２６〜４．５％
Ｔｉは、ＮｉおよびＡｌと結合して、高温強度を向上さ
せるのに有効なγ'相を形成する。高温強度およびクリ
ープ特性をＳＵＨ６６０より高め、７００℃を超える温
度での使用を可能とする量のγ'相を形成するために
は、３．２６％以上量のＴｉを添加することが必要であ
る。ただし、Ｔｉ量を過度に高めると、η相(Ｎｉ３Ｔ
ｉ)が生成して、高温強度がかえって低下するので、
４．５％までの添加に止めなければならない。
せるのに有効なγ'相を形成する。高温強度およびクリ
ープ特性をＳＵＨ６６０より高め、７００℃を超える温
度での使用を可能とする量のγ'相を形成するために
は、３．２６％以上量のＴｉを添加することが必要であ
る。ただし、Ｔｉ量を過度に高めると、η相(Ｎｉ３Ｔ
ｉ)が生成して、高温強度がかえって低下するので、
４．５％までの添加に止めなければならない。
【００１４】Ａｌ：０．１〜０．７％
Ａｌは、Ｔｉと同様に、γ'相を形成し高温強度を高め
るのに役立つ成分である。この効果を確実にするには、
０．１％以上のＡｌを含有させることが必要である。し
かし、多量に添加すると、Ａｌは酸素との親和力が強い
ために、製造時の作業性を悪くするだけでなく、製品で
ある鋼の熱間加工性も低いものになる。そこで、Ａｌ添
加量に０．７％の上限を設けた。
るのに役立つ成分である。この効果を確実にするには、
０．１％以上のＡｌを含有させることが必要である。し
かし、多量に添加すると、Ａｌは酸素との親和力が強い
ために、製造時の作業性を悪くするだけでなく、製品で
ある鋼の熱間加工性も低いものになる。そこで、Ａｌ添
加量に０．７％の上限を設けた。
【００１５】Ｔｉ［％］／Ａｌ［％］：５〜２０
本発明においては、高温強度を向上させるためにγ'相
の析出量を多くすることを意図して、Ｔｉ量の範囲を
３．２６〜４．５％に選択した。この条件は同時に、η
相が生成しやすくなっていることをも意味する。η相が
生成すると、γ'相の生成量が減少して、高温強度が低
下するとともに、靭延性が低下する。したがって、時効
処理中の、または製品使用中のη相の生成を抑制する必
要がある。
の析出量を多くすることを意図して、Ｔｉ量の範囲を
３．２６〜４．５％に選択した。この条件は同時に、η
相が生成しやすくなっていることをも意味する。η相が
生成すると、γ'相の生成量が減少して、高温強度が低
下するとともに、靭延性が低下する。したがって、時効
処理中の、または製品使用中のη相の生成を抑制する必
要がある。
【００１６】η相の生成は高温になるほど進みやすくな
る。７００℃を超える温度での使用を可能とするために
は、高温でもη相の生成を抑制しなければならない。析
出強化のために実施する時効処理は、部品の使用温度以
上の温度で実施することが必要であり、７００℃を超
え、好ましくは７５０℃以上で時効処理を実施すること
になるから、その温度でもη相が生成しないことも必要
でなる。本発明に当たっては、高いＴｉ含有量を前提に
してη相の生成を抑制するため、Ｔｉ量とＡｌ量との関
係がη相の生成に与える影響を詳細に検討した。その結
果、Ｔｉ［％］／Ａｌ［％］を特定の範囲内、具体的に
は５〜２０とすることにより、η相の生成を抑制できる
ことを見出した。
る。７００℃を超える温度での使用を可能とするために
は、高温でもη相の生成を抑制しなければならない。析
出強化のために実施する時効処理は、部品の使用温度以
上の温度で実施することが必要であり、７００℃を超
え、好ましくは７５０℃以上で時効処理を実施すること
になるから、その温度でもη相が生成しないことも必要
でなる。本発明に当たっては、高いＴｉ含有量を前提に
してη相の生成を抑制するため、Ｔｉ量とＡｌ量との関
係がη相の生成に与える影響を詳細に検討した。その結
果、Ｔｉ［％］／Ａｌ［％］を特定の範囲内、具体的に
は５〜２０とすることにより、η相の生成を抑制できる
ことを見出した。
【００１７】Ｔｉ［％］／Ａｌ［％］の比が小さいと、
時効処理の工程でγ'相の析出が遅く、十分な強度を得
るためには長時間の時効処理が必要となり、これは当然
コストの増大を招く。したがって上記の比は、５以上が
必要である。一方、Ｔｉ［％］／Ａｌ［％］の比が大き
くなると、時効処理時のγ'の析出は速くなるものの、
好ましくないη相が生成しやすくなり、短時間、かつ低
温度側で生じる傾向がみられる。７００℃を超え、好ま
しくは７５０℃以上で行なう時効処理においてもη相が
生成せず、また、７００℃を超える温度に長時間さらさ
れてもη相が生成せず、クリープ破断寿命が良好である
ためには、この比を２０以下におさめる必要がある。
時効処理の工程でγ'相の析出が遅く、十分な強度を得
るためには長時間の時効処理が必要となり、これは当然
コストの増大を招く。したがって上記の比は、５以上が
必要である。一方、Ｔｉ［％］／Ａｌ［％］の比が大き
くなると、時効処理時のγ'の析出は速くなるものの、
好ましくないη相が生成しやすくなり、短時間、かつ低
温度側で生じる傾向がみられる。７００℃を超え、好ま
しくは７５０℃以上で行なう時効処理においてもη相が
生成せず、また、７００℃を超える温度に長時間さらさ
れてもη相が生成せず、クリープ破断寿命が良好である
ためには、この比を２０以下におさめる必要がある。
【００１８】本発明の耐熱鋼において、任意に添加する
諸成分の作用と組成範囲の限定理由は、つぎのとおりで
ある。
諸成分の作用と組成範囲の限定理由は、つぎのとおりで
ある。
【００１９】Ｂ：０．００１〜０．０５０％
Ｂは、熱間加工性の改善に寄与するとともに、η相の生
成を抑制して高温強度および靭性の低下を防止し、さら
には高温クリープ強度を高めるのに有効な成分である。
この作用は、０．００１％以上のＢの添加で認められ
る。多量に添加すると、鋼の融点を低下させて熱間加工
性を悪くするので、０．０５０％以下の添加量をえらぶ
必要がある。
成を抑制して高温強度および靭性の低下を防止し、さら
には高温クリープ強度を高めるのに有効な成分である。
この作用は、０．００１％以上のＢの添加で認められ
る。多量に添加すると、鋼の融点を低下させて熱間加工
性を悪くするので、０．０５０％以下の添加量をえらぶ
必要がある。
【００２０】Ｎｂ：０．１〜３．０％
Ｎｂは、γ'相Ｎｉ３(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ)を形成して強
度を向上させるので、必要に応じて、その効果が認めら
れる０．１％以上の量を添加するとよい。多すぎるとラ
ーバス相（Ｆｅ２Ｎｂ）が生成して、これが強度を低下
させるので、最大３．０％までの添加量とする必要があ
る。なお、Ｎｂはその一部をＴａと置換してもよい。
度を向上させるので、必要に応じて、その効果が認めら
れる０．１％以上の量を添加するとよい。多すぎるとラ
ーバス相（Ｆｅ２Ｎｂ）が生成して、これが強度を低下
させるので、最大３．０％までの添加量とする必要があ
る。なお、Ｎｂはその一部をＴａと置換してもよい。
【００２１】Ｚｒ：０．００１〜０．５０％
Ｚｒは、Ｂと同様に粒界に偏析して、クリープ強度を高
めるはたらきがある。このため、必要に応じて０．００
１％以上、好ましくは０．００５％以上を添加するとよ
い。多量の添加は靭性にとって不利になるので、０．５
０％以下の添加量をえらぶ。
めるはたらきがある。このため、必要に応じて０．００
１％以上、好ましくは０．００５％以上を添加するとよ
い。多量の添加は靭性にとって不利になるので、０．５
０％以下の添加量をえらぶ。
【００２２】Ｖ：０．０１〜１．０％
Ｖは炭化物を生成し、粒界を強化してクリープ強度を高
める作用をもつ。したがって、必要であれば、０．０１
％以上のＶを添加することが好ましい。多量に添加する
靭性を損うので、添加できる量は、最大１．０％であ
る。
める作用をもつ。したがって、必要であれば、０．０１
％以上のＶを添加することが好ましい。多量に添加する
靭性を損うので、添加できる量は、最大１．０％であ
る。
【００２３】Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｗ：０．１〜
３．０％およびＣｕ：０．１〜３．０％の１種または２
種 Ｍｏ、ＷおよびＣｕは、オーステナイト中に固溶して基
地の強度を高める。そこで、所望により、それぞれ０．
１％以上の量を添加するのもよいことである。添加量が
多すぎた場合の問題は、熱間加工性を低くするとともに
脆化相を析出しやすくすることである。それぞれ３．０
％を、添加の最大量とする。
３．０％およびＣｕ：０．１〜３．０％の１種または２
種 Ｍｏ、ＷおよびＣｕは、オーステナイト中に固溶して基
地の強度を高める。そこで、所望により、それぞれ０．
１％以上の量を添加するのもよいことである。添加量が
多すぎた場合の問題は、熱間加工性を低くするとともに
脆化相を析出しやすくすることである。それぞれ３．０
％を、添加の最大量とする。
【００２４】Ｍｇ：０．００１〜０．０５％、Ca:０．
００１〜０．０５％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０
５％の１種または２種 Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭは、いずれも脱酸、脱硫作用を
有する元素であって、鋼の清浄度を高める。これに加
え、ＭｇおよびＣａは粒界に偏析して、粒界を強化する
作用もある。このような効果を得ることを意図する場合
は、それぞれ０．００１％以上の量を添加するとよい。
ただし、多量の添加は熱間加工性を低下させ、かつ、靭
性および延性を低下させるので、いずれも０．０５％ま
での添加が適切である。
００１〜０．０５％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０
５％の１種または２種 Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭは、いずれも脱酸、脱硫作用を
有する元素であって、鋼の清浄度を高める。これに加
え、ＭｇおよびＣａは粒界に偏析して、粒界を強化する
作用もある。このような効果を得ることを意図する場合
は、それぞれ０．００１％以上の量を添加するとよい。
ただし、多量の添加は熱間加工性を低下させ、かつ、靭
性および延性を低下させるので、いずれも０．０５％ま
での添加が適切である。
【００２５】〔実施例]
表１（実施例）および表２（比較例）に示す合金組成
（質量％、残部Ｆｅ）の耐熱鋼を、５０ｋｇ高周波誘導
炉で溶製したのち、５０ｋｇ鋼塊に鋳造した。表２の比
較例1は、ＵＳＳＵＨ６６０である。表１および表２に
おいて、「ＴＡ比」の欄は、Ｔｉ［％］／Ａｌ［％］の
比を意味する。
（質量％、残部Ｆｅ）の耐熱鋼を、５０ｋｇ高周波誘導
炉で溶製したのち、５０ｋｇ鋼塊に鋳造した。表２の比
較例1は、ＵＳＳＵＨ６６０である。表１および表２に
おいて、「ＴＡ比」の欄は、Ｔｉ［％］／Ａｌ［％］の
比を意味する。
【００２６】各鋼塊を鍛伸して直径２０mmの丸棒にし、
１０００℃×１Hr加熱−水冷の熱処理、および７５０℃
×４Hr加熱−空冷の時効処理を施した。その後、各丸棒
から試験片を切り出して、引張試験およびクリープ破断
試験を行なった。引張り試験は、ＪＩＳ４号試験片を用
い、室温および７００℃において、０．２％耐力、引張
強さおよび破断伸びを測定した。クリープ破断試験は、
平行部６mm丸の試験片を用い、温度７００℃において、
３９２ＭＰａおよび４９０ＭＰａの応力を負荷して、破
断するまでの時間を測定した。以上の試験の結果を、表
３（実施例）および表４（比較例）に示す。
１０００℃×１Hr加熱−水冷の熱処理、および７５０℃
×４Hr加熱−空冷の時効処理を施した。その後、各丸棒
から試験片を切り出して、引張試験およびクリープ破断
試験を行なった。引張り試験は、ＪＩＳ４号試験片を用
い、室温および７００℃において、０．２％耐力、引張
強さおよび破断伸びを測定した。クリープ破断試験は、
平行部６mm丸の試験片を用い、温度７００℃において、
３９２ＭＰａおよび４９０ＭＰａの応力を負荷して、破
断するまでの時間を測定した。以上の試験の結果を、表
３（実施例）および表４（比較例）に示す。
【００２７】
【００２８】
【００２９】表３ 試験結果（実施例）
【００３０】表４ 試験結果（比較例）
【００３１】表３に示すように、本発明の耐熱鋼１〜１
１は、比較例１の耐熱鋼ＳＵＨ６６０と比較して、室温
および７００℃における０．２％耐力および引張り強さ
がすぐれ、伸びは同等である。クリープ破断時間は、Ｓ
ＵＨ６６０のそれの１００倍以上である。比較例２の鋼
はＴｉ［％］／Ａｌ［％］の比が大きすぎるため、また
比較例４の鋼は、Ｔｉ量が多すぎるため、応力３９２Ｍ
Ｐａにおけるクリープ破断時間が本発明鋼と比較して短
く、長時間高温にさらされたときのクリープ寿命が短
い。比較例３の鋼はＴｉ［％］／Ａｌ［％］の比が小さ
すぎるため、本発明の鋼と比較して、室温および７００
℃における０．２％耐力および引張強さが小さい。
１は、比較例１の耐熱鋼ＳＵＨ６６０と比較して、室温
および７００℃における０．２％耐力および引張り強さ
がすぐれ、伸びは同等である。クリープ破断時間は、Ｓ
ＵＨ６６０のそれの１００倍以上である。比較例２の鋼
はＴｉ［％］／Ａｌ［％］の比が大きすぎるため、また
比較例４の鋼は、Ｔｉ量が多すぎるため、応力３９２Ｍ
Ｐａにおけるクリープ破断時間が本発明鋼と比較して短
く、長時間高温にさらされたときのクリープ寿命が短
い。比較例３の鋼はＴｉ［％］／Ａｌ［％］の比が小さ
すぎるため、本発明の鋼と比較して、室温および７００
℃における０．２％耐力および引張強さが小さい。
【００３２】
【発明の効果】以上説明したとおり、本発明の耐熱鋼
は、比較的高いＴｉ量と、したがって大きなＴｉ［％］
／Ａｌ［％］の比を選択したことにより、在来の耐熱鋼
ＳＵＨ６６０などにくらべて、引張強度が向上し、か
つ、時効処理後の強度がすぐれているとともに、７００
℃以上の高温におけるクリープ破断寿命も長くなってい
る。したがってこの耐熱鋼は、エンジン部品、タービン
部品、熱交換器部品、加熱炉部品、原子力設備用の部品
などであって、従来の使用温度よりも高い温度で使用さ
れるもの、具体的には耐熱ボルトやバルブ、ブレード等
の部品を製造する高強度・耐熱材料として好適なもので
ある。本発明の耐熱鋼は、ＮｉやＣｒのような比較的高
価な合金成分の含有量が、従来の耐熱鋼に対して実質上
増えていないため、コストの増加はわずかなものであ
り、工業的な価値が大きい鋼である。
は、比較的高いＴｉ量と、したがって大きなＴｉ［％］
／Ａｌ［％］の比を選択したことにより、在来の耐熱鋼
ＳＵＨ６６０などにくらべて、引張強度が向上し、か
つ、時効処理後の強度がすぐれているとともに、７００
℃以上の高温におけるクリープ破断寿命も長くなってい
る。したがってこの耐熱鋼は、エンジン部品、タービン
部品、熱交換器部品、加熱炉部品、原子力設備用の部品
などであって、従来の使用温度よりも高い温度で使用さ
れるもの、具体的には耐熱ボルトやバルブ、ブレード等
の部品を製造する高強度・耐熱材料として好適なもので
ある。本発明の耐熱鋼は、ＮｉやＣｒのような比較的高
価な合金成分の含有量が、従来の耐熱鋼に対して実質上
増えていないため、コストの増加はわずかなものであ
り、工業的な価値が大きい鋼である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２０
％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ｎｉ：２０〜３０％およびＣｒ：１０〜２０％を含
有し、かつ、Ｔｉ：３．２６〜４．５％およびＡｌ：
０．１〜０．７％を、Ｔｉ［％］／Ａｌ［％］：５〜２
０となるように含有し、残部が実貧的にＦｅからなる合
金組成を有する耐熱鋼。 - 【請求項２】 請求項1に記載の合金成分に加え、Ｂ：
０．００１〜０．０５０％、Ｎｂ：０．１〜３．０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．５０％およびＶ：０．０１〜
１．０％の１種または２種以上を含有する耐熱鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の合金成分に加
え、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｗ：０．１〜３．０％お
よびＣｕ：O．１〜３．０％の１種または２種以上を含
有する耐熱鋼。 - 【請求項４】 請求項１，２または３に記載の成分に加
え、Ｍｇ：０．００１〜０．０５％、Ｃａ：０．００１
〜０．０５％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０５％の
１種または２種以上を含有する耐熱鋼。
Priority Applications (4)
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| JP06430694A JP3424314B2 (ja) | 1994-02-24 | 1994-02-24 | 耐熱鋼 |
| EP95300974A EP0669405B1 (en) | 1994-02-24 | 1995-02-15 | Heat resisting steel |
| DE69501344T DE69501344T2 (de) | 1994-02-24 | 1995-02-15 | Wärmebeständiger Stahl |
| US08/727,811 US5948182A (en) | 1994-02-24 | 1996-10-08 | Heat resisting steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP06430694A JP3424314B2 (ja) | 1994-02-24 | 1994-02-24 | 耐熱鋼 |
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|---|---|
| JPH07238349A JPH07238349A (ja) | 1995-09-12 |
| JP3424314B2 true JP3424314B2 (ja) | 2003-07-07 |
Family
ID=13254435
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06430694A Expired - Lifetime JP3424314B2 (ja) | 1994-02-24 | 1994-02-24 | 耐熱鋼 |
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|---|---|
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| EP (1) | EP0669405B1 (ja) |
| JP (1) | JP3424314B2 (ja) |
| DE (1) | DE69501344T2 (ja) |
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| ITUA20163944A1 (it) * | 2016-05-30 | 2017-11-30 | Nuovo Pignone Tecnologie Srl | Process for making a component of a turbomachine, a component obtainable thereby and turbomachine comprising the same / Processo per ottenere un componente di turbomacchina, componente da esso ottenibile e turbomacchina che lo comprende |
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| JPS6169950A (ja) * | 1984-09-13 | 1986-04-10 | Japan Steel Works Ltd:The | 耐高温割れ性に優れた析出硬化型合金鋼 |
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| JPS61238942A (ja) * | 1985-04-16 | 1986-10-24 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱合金 |
| JPS63213643A (ja) * | 1987-02-27 | 1988-09-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 塩化物共存下での耐高温腐食性に優れたステンレス鋼 |
| JPS63293141A (ja) * | 1987-05-27 | 1988-11-30 | Daido Steel Co Ltd | 非磁性軸受用鋼 |
| JP3216837B2 (ja) * | 1992-09-24 | 2001-10-09 | 日立金属株式会社 | 耐熱ボルト用鉄基超耐熱合金 |
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- 1994-02-24 JP JP06430694A patent/JP3424314B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1995
- 1995-02-15 DE DE69501344T patent/DE69501344T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1995-02-15 EP EP95300974A patent/EP0669405B1/en not_active Expired - Lifetime
-
1996
- 1996-10-08 US US08/727,811 patent/US5948182A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE69501344D1 (de) | 1998-02-12 |
| DE69501344T2 (de) | 1998-07-16 |
| JPH07238349A (ja) | 1995-09-12 |
| EP0669405A2 (en) | 1995-08-30 |
| US5948182A (en) | 1999-09-07 |
| EP0669405A3 (en) | 1995-11-15 |
| EP0669405B1 (en) | 1998-01-07 |
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